Instytut Budowy Maszyn. ul. S. Kaliskiego 2, Warszawa

Transkrypt

1 16/42 Solidification o f Metais and Alloys, Year 2000, Volume 2, Book No 42 Krzepnięcie Metali i Stopów, Rok 2000, Rocznik 2, Nr 42 FAN-Katowice, PL ISSN WPŁ YW WARUNKÓW HOMOGENIZACJI STOPU NA BAZIE FAZY MIĘDZYMETALICZNEJ NhAI NA JEGO PODATNOŚĆ DO ODKSZTAŁCENIA PLASTYCZNEGO Zbigniew BOJAR 1, Paweł JÓZWIK 2, Dariusz ZASADA 1 1 Instytut Materiałoznawstwa i Mechaniki Technicznej, 2 Instytut Budowy Maszyn Wydział Mechaniczny,Wojskowa Akademia Techniczna, ul. S. Kaliskiego 2, Warszawa STRESZCZENIE. W pracy przedstawiono wyniki bada!l stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al z dodatkiem Zr i B, w stanie lanym oraz po homogenizacji w czasie do 100 godzin w temperaturach 1000 C i 1200 C, w środowisku powietrza lub argonu, poddanego następnie obróbce cieplnoplastycznej. Na podstawie badań stwierdzono istotny wpływ procesu homogenizacji na strukturę i wybrane właściwości mechaniczne, odnotowując jednocześnie, że homogenizacja poprzedzająca odkształcenie plastyczne, wywiera istotny wpływ na przebieg przemian podczas procesu rekrystalizacji badanego stopu po odkształceniu plastycznym. WPROWADZENIE Stopy na bazie faz międzymetalicznych określane również mianem intermetali to materiały, w których podstawowym składnikiem strukturalnym jest j edna z faz międzymetalicznych [1].

2 146 Potencjalnie wysoka wytrzymałość oraz stabilność tenniczna i chemiczna struktury (odporność na utlenianie, nawęglanie, nasiarczanie), a także względnie mała gęstość, czynią je atrakcyjnym materiałem na elementy maszyn użytkowanych w podwyższonej temperaturze i środowisku korozyjnym. Swoje specyficzne właściwości zawdzięczają one głównie mieszanemu charakterowi wiązań międzyatomowych, które stanowią "wypadkową" wiązania metalicznego, kowalencyjnego i jonowego [274]. Najbardziej zaawansowane prace w zakresie metalurgii oraz badal'l właściwości mechanicznych przeprowadzono w odniesieniu do intermetali z układów Ni-Al, Ti-Al, Fe-Al z ukierunkowaniem na tworzywa oparte na fazach Ni 3 Al, NiAl, Ti 3 Al, TiAl, TiAb, Fe 3 Al i FeAI. Wybrane z wyżej wymienionych grup stopy mają w najbliższych latach szansę na zastosowanie w przemyśle [174]. Często występująca w tych stopach gruboziarnista struktura, jak również niejednorodność składu chemicznego potęgują kruchość intermetali. Czynniki warunkujące kruchość intermetali można podzielić na: wewnętrzne, tzn.: złożony stan granic ziaren, niska ruchliwość dyslokacji, uporządkowany rozkład atomów w sieci, obecność pierwiastków śladowych; zewnętrzne, tzn. : efekty wpływu środowiska (temperatura, wilgotność) oraz sposób i szybkość odkształcenia plastycznego. Celem pracy jest analiza wpływu warunków homogenizacji na podatność stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al do odkształcenia plastycznego. MATERIAL I METODY BADAWCZE Badania przeprowadzono na próbkach w kształcie walca o wymiarach 010mm x loomm oraz płytkach prostopadłościennych o wymiarach 20mm x 5mm x loomm. Badano stop na bazie fazy międzymeta licznej Ni 3 AI o składzie chemicznym przedstawionym w tabeli l. Materiał otrzymano na drodze etapowego topienia wsadu w indukcyjnym piecu próżniowym typu Balzers (WSK-PZL RZESZÓW) oraz odlewania do form skorupowych. Proces homogenizacji przeprowadzono w temperaturze 1000 C w czasie 50 i 100 godzin w atmosferze powietrza oraz w temperaturze 1200 C, w czasie 100 godzin, w atmosferze powietrza lub argonu. Próbki w stanie lanym oraz próbki po homogenizacji w temperaturze: 1000 C w czasie 50 godzin w atmosferze powietrza i 1200 C w czasie 100 godzin w atmosferze argonu, zostały poddane obróbce plastycznej na zimno na drodze młotkowania do zgniotu 40%. Odkształcone próbki zostały następnie wygrzane w czasie l godziny w temperaturach: 700, 800, 850, 900, 1000, 1100, 1200 C. Dla stwierdzenia wpływu obróbki cieplnej i cieplno-plastycznej na właściwości mechaniczne badanego stopu, na próbkach rekrystalizowanych po odkształceniu stanu lanego i stanu po homogenizacji w temperaturze l 000 C

3 147 w czasie 50 godzin, w atmosferze powietrza przeprowadzono statyczną rozciągania. próbę Próbki, po cięciu elektroerozyjnym, szlifowano i polerowano mechanicznie a następnie trawiono odczynnikiem Marble. Analiza mikrostruktury i wielkości ziaren została przeprowadzona przy pomocy analizującego mikroskopu skaningowego Philips XL30 LaB 6 wyposażonego w detektory SE, BSE przystawki EBSP, EDS i analizator obrazu SIS oraz mikroskopu optycznego Neophot 2. Pomiary mikrotwardości zrealizowano metodą Vickers'a przy pomocy mikrotwardościomierza SHIMADZU, stosując obciążenie l OOG w czasie l Os. Dla każdej z próbek wykonano 25 pomiarów w obrębie każdej z faz a otrzymane wyniki analizowano statystycznie przy pomocy firmowego oprogramowania o nazwie DORERNSTSHIMADZU-ST ATY STYK. Pomiary twardości zrealizowano na twardościomierzu POLDl stosując obciążenie l O kg, w czasie l Os, wykonując dla każdej z próbek po l O pomiarów. Tabela I. Skład chemiczny (analiza wytopowa -laboratorium WSK Rzeszów) badanego stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al. Pierwiastek (%wg.) Al Zr B Ni reszta WYNIKI BADAŃ Badany stop na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 AI z dodatkami stopowymi Zr i B w stanie lanym wykazuje złożoną, dwufazową budowę dendrytyczną. Osnowę stopu (obszar l na rys.l a) stanowi roztwór wtórny y' na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al. Przestrzenie międzydendrytyczne (obszar 2 na rys.l a) wypełnia mieszanina fazy y' i nieuporządkowanego roztworu stałego y na bazie niklu. Homogenizacja analizowanego stopu w czasie 50 i 100 godzin w temperaturze 1000 C w atmosferze powietrza prowadzi do postępującego ujednorodnienia składu fazowego (stopniowa przemiana y--'iy') uwidaczniającego się stopniowym spadkiem twardości stopu (rys.s.) i zmniejszeniem udziału objętościowego obszarów y' + y (porównaj rys.la i b, c). Podczas wygrzewania w temperaturze 1200 C w czasie 100 godzin w atmosferze zarówno powietrza, jak i argonu następuje już całkowity zanik fazy y (porównaj rys.la,b,c i rys.ld,e). Analiza składu chemicznego tych obszarów nie wykazała istotnych zmian zawartości % atm. podstawowych pierwiastków składowych, co skłania do stwierdzenia, że w głównej mierze homogenizacja postępuje przez porządkowanie fazy y i dążenie do jednofazowej struktury y' [6].

4 '.~ ' cc V!~p o t Mag n O ot WD E.xp 100 ~ OOkV60?OOx RSF 106 O cc V Sp ot Ma q n O et WO Exp 100 pm?ookv40?oox BSE 100 O Rys. l. Mikrostruktura stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 AI (obszar l faza y', obszar 2 - mieszanina faz y' +y): a) stan lany; b) stan po homogenizacji 1000 C/50godzin/powietrze; c) stan po homogenizacji 1000 C/100godL.: n!powietrze; d) stan po homogenizacji 1200 C/100godzin/powietrze; e) stan po homogenizacji 1200 C/100godzin/argon/; f) stan lany + młotkowanie na zimno do zgniotu 40% + rekrystalizacja 900 Cilgodzina/powietrze.

5 149 Rys.2. Mikrostruktura stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al: a) stan lany + homogenizacja 1000 C/50godzin/powietrze + młotkowanie na zimno do zgniotu 40% + rekrystalizacja 900 C/lgodzina/powietrze b) stan lany + homogenizacja 1200 C/l OOgodzin/argon +młotkowanie na zimno do zgniotu 40% + rekrystalizacja 900 C/lgodzina/powietrze. Q.) c Q.) N cu-' u..c o Wydłużenie Rys.3. Przykładowe wykresy i przełomy uzyskane podczas próby rozc iągan ia w temperaturze otoczenia w atmosferze powietrza stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al: a) stan lany+ młotkowanie na zimno do zgniotu 40% + rekrystalizacja 900 C/lgodzina/powietrze; b) stan lany + homogenizacja 1000 C/50godzin/powietrze + młotkowanie na zimno do zgniotu 40% + rekrystalizacja 900 C/ l godzina/powietrze.

6 150 &o ~ ~ ~"'""~ ó > =400 :i l) 204 I. T.... I I 324 I278 + Obszar dwufazowy y' +y.a. faza y' -stan lany... stan po hornasenizacji 1000 C looh Materiał ~--~1 ----~-- ~~--+---~-- ~ ~ po młotkowaniu (redukcja 40%) l Temperatura wygrzewania [ C] Rys.4. Zmiana mikrotwardości faz strukturalnych w funkcji temperatury l-godzinnego wygrzewania stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al poddanego w stanie lanym młotkowaniu na zimno (zgniot 40% ). o ~ ;;> 'I:J = o -~ "' 200 I """ co: 125 ~ ~ za l 100 I 137 I 132 I130 I 11s Stan lany Stan po Stan po Stan po Stan po homo3enizacji homogenizacji homog,eni zacj i homog,eni zacji 1000 CISOhl l 000 C/ l OOh/ 1200 CIIOOh/ 1200 Cli OOhl powietrze powietrze powietrze argon Rys.S. Zmiana twardości stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 AI w eżności od parametrów wygrzewania ujednoradni ajcego.

7 E Materiał lany: dekw.= 3,75 ± 1,51 mm ::i. 3) Materiał po homogenizacji: dekw.= 3,8 ± 1,11 mm '--' t 9,74 5,88 3,02 9,05 4,59 'r ,47 * 4,15 ::c ' ~ ł 1,40 l l l Temperatura [ C] I22,10 ł 20,06 119,48 :t l Stan stopu przed młotkowaniem: i lany l po homogenizacji l000 C/50h/pow l po homogenizacji 1200 C/ 100h/ argon Rys.6. Zmiana wielkości ziarna (obszarów zrekrystalizowanych) osnowy w stopie na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 AI odkształconym na zimno do zgniotu 40% w funkcji temperatury l-godzinnego wygrzewania. o...- > I -u -m.._ o "O ro 3: r417 Stan stopu przed 400 ~14 młotkowaniem:! i lany 350 e po homogeniza- 1" 310 cji 1000 C/50h/pow 300 l po homogenizacji 1200 C/ 100h/ I251 argon ~ i t0j! :;;:.: l l materiał po odkształceniu Temperatura [ C] Rys.7. Rozkład twardości badanego stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al w funkcji temperatury l-godzinnego wygrzewania, w zależności od stanu materiału wyjściowego.

8 152 Atmosfera w jakiej prowadzona jest homogenizacja zauważalnie wpływa na twardość badanego stopu. W przypadku wygrzewania w temperaturze 1200 C (rys.5) w atmosferze powietrza (130HV 10) lub w atmosferze argonu (119HV 10), zjawisko to wiązane jest z procesem "dynamicznego utleniania" [ S]. W trakcie badań wstępnych stwierdzono podatność badanego stopu o składzie zbliżonym do stechiometrycznego Ni 3 AI do odkształcenia plastycznego. Fakt ten stał się punktem wyjścia do podjęcia próby rozdrobnienia struktury na drodze rekrystalizacji i analizy wpływu "historii" materiału-odlewu na jego podatność do odkształcenia plastycznego. Rekrystalizacja odkształconego uprzednio w stanie lanym stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 AI, w atmosferze powietrza, w czasie jednej godziny, w temperaturze: 700, 800, 850, 900 C prowadzi do powstania drobnoziarnistej struktury na drodze zarodkowania i stopniowego wzrostu nowych ziaren. Na podstawie analizy mikrostruktury, mikrotwardości (rys.4.) i twardości (rys.7.) stwierdzono, że dla badanego stopu temperatura rekrystalizacji fazy y' wynosi około 900 C. Analizując, dla stanu odkształconego w stanie lanym, ztmany mikrotwardości (rys.4.) wyodrębnionych, zrekrystalizowanych ziaren fazy y', zauważono dwa wyraźne spadki: pierwszy, którego przyczyną jest zdrowienie i rekrystalizacja, oraz drugi - będący wynikiem rozrostu ziaren osnowy. Począwszy od temperatury C (rys.6.) następuje zauważalny rozrost powstałych ziaren, czego wyrazem jest wyraźny spadek twardości (rys.7). M i mo to wielkość ziaren po wygrzewaniu w temperaturze li 00 C jest nadal mała- wyraża się średnicą ekwiwalentną rzędu 251..lm (rys.6) - co wstępnie świadczy o dobrej stabilności termicznej badanego stopu Podczas analizy zmian wielkości ziarna w funkcji temperatury (rys.6.) zauważono, że wraz z rozrostem nowych ziaren następuje wzrost zróżnicowania ich wielkości (wzrost wartości odchylenia standardowego wielkości ziarna). Ponadto, odnotowano gwałtowny spadek udziału objętościowego fazy y (obszarów dwufazowych y' + y). Rekrystalizacja odkształconego stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 AI (po uprzedniej homogenizacji i młotkowaniu na zimno do zgniotu 40%) w czasie l godziny prowadzi do uzyskania jednorodnej, drobnoziarnistej struktury o składzie fazy y'. Na podstawie analizy mikrostruktury i twardości (rys.7.) stwierdzono, że materiał homogenizowany przed młotkowaniem (podobnie, jak materiał po młotkowaniu w stanie lanym) posiada temperaturę rekrystalizacji około 900 C. Wygrzewanie w temperaturze 1100 C prowadzi, podobnie jak dla materiału odkształconego w stanie lanym, do za uważalnego wzrostu nowych ziaren, jednakże przy mniejszej wielkości odchylenia standardowego wielkości

9 153 ziarna (brak fazy y opóźniającej proces rekrystalizacji w uprzednio zajmowanych przez nią obszarach). Podczas statycznej próby rozciągania w temperaturze otoczenia, w atmosferze powietrza uzyskano, dla stopu powszechnie uznawanego za kruchy, wykresy rozciągania z wyraźną granicą plastyczności, typowe dla materiałów plastycznych. Dla materiału odkształconego plastycznie w stanie lanym a następnie poddanego rekrystalizacji, uzyskano w próbie rozciągania przełom śródkrystaliczny z dużym udziałem odkształcenia plastycznego (bez pękania po granicach ziaren i efektów pękania łupliwego rys.3a), co koreluje z wydłużeniem względnym na poziomie ponad 44%, przy doraźnej wytrzymałości na rozciąganie rzędu 1400MPa. Próbki badanego stopu po wcześniejszej homogenizacji w temperaturze 1000 C w czasie 50 godzin, w atmosferze powietrza pękają także śródkrysta li cznie, ale z wyraźnymi cechami łupliwości, chociaż- przy bardzo drobnym ziarnie (rys.2b) - odkształcenie plastyczne w strefie granic ziaren pozwala jednak na uzyskanie wydłużenia względnego ponad 22%, przy doraźnej wytrzymałości na rozciąganie rzędu 11 OOMPa. Dodatkowo, podczas próby rozciągania stwierdzono wyraźny wpływ środowiska homogenizacji na właściwości wytrzymałościowe - w strefie zewnętrznej powstaje podczas homogenizacji w powietrzu warstewka tlenków inicjująca pękanie podczas próby rozciągania, co mogło być bezpośrednią przyczyną niższego wydłużenia i niż szej wytrzymałości próbki rozciąganej po homogenizacji. PODSUMOWANIE Na podstawie wyników badał1 otrzymanych w nmlejszej pracy można stwierdzić, że warunki homogenizacji istotnie wpływają na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne stopu na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al. Podczas homogenizacji badanego stopu następuje stopniowe uporządkowanie fazy y i dążenie do jednofazowej struktury y'. Dodatkowa obróbka cieplno-plastyczna zdecydowanie intensyfikuje proces ujednorodniania składu fazowego badanego stopu (por. la i 2a). Faza y w miar ę wzrostu temperatury rekrystalizacji uporządkowuje się w fazę y' już po l-godzinnym wygrzewaniu rekrystalizującym w temperaturze 1200 C podczas gdy uzyskanie takiego stopnia jednorodności następuje dopiero po l 00-godzinnej homogenizacji. W ten cykl zjawisk wpisuje się też obserwowany wzrost niejednorodności strukturalnej (wzrost wartości odchylenia standardowego wielkości ziarna - rys.4.), który można wiązać z zarodkowaniem nowych (drobnych) ziaren fazy y' w miejsce dotychczas blokujących rekry sta liza cję obszarów dwufazowych y + y'. Pełna rekrystal i zac ja fazy y' stanowiącej osnowę stopu zachodzi po l-godzinnym wygrzewaniu w temperaturze 900 C. Powyżej temperatury l 000 C następuje przyspieszony rozrost zrekrystalizowanych ziaren fazy y', jednak nawet po wygrzewaniu w 1100 C w czasie jednej godziny ziarno jest drobne - średnia wielkość ziarna praktycznie nie przekracza 25!-lm.

10 154 LITERATURA [l] J.Bystrzycki, R.A.Varin, Z.Bojar, Postępy w badaniach stopów na bazie uporządkowanych faz międzymetalicznych z udziałem aluminium, Inżyni e ria Materiałowa, S, 1996, s [2] S.C. Deevi and V.K. Sikka, Intermetallics, 1996,4, 357. [3] S.C. Deevi and V.K. Sikka, Intermetallics, 1997, 5, 17. [ 4] Z. Bojar, D. Zasada Przemiany strukturalne w procesie u Jednorodniania stopów na osnowie Jazy Niy4l, Proc. of XV Physical Metallurgy and Materials Science Conference on Advanced Materials & Technologies AMT'98, University of Metallurgy, Kraków, Krynica, 1998, p. ( ). [5] Z. Bojar, D. Zasada, Mechanizm wzrostu porowatości w ujednoradnianych stopach na bazie fazy międzymetalicznej Ni]IH, Krzepnięcie Metali i Stopów - PAN, Nr , ( ). [6] P. Jóźwik, Praca Dyplomowa nt. Obróbka cieplno-plastyczna intermetali Ni-Al przeznaczonych na elementy silników spalinowych, WAT, Warszawa 1999.